JP2020007632A - Austenitic steel alloy and manufacturing method of austenitic steel alloy - Google Patents

Austenitic steel alloy and manufacturing method of austenitic steel alloy Download PDF

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Abstract

To provide an austenitic steel alloy capable of maintaining excellent mechanical properties without affecting ductility, and a manufacturing method of the austenitic steel alloy.SOLUTION: An austenitic steel alloy contains 25 wt.% to 31 wt.% of Mn, 7 wt.% to 10 wt.% of Al, 1.2 wt.% to 1.6 wt.% of C, 6 wt.% or less of Mo, and Fe with balance amount. A manufacturing method of the austenitic steel alloy includes: a step (a) of melting Mn, Al, C, Mo and Fe together to obtain a molten alloy; a step (b) of casting the molten alloy to obtain a cast piece; a step (c) of hot-processing the cast piece at a temperature 950°C to 1,100°C; a step (d) of processing the alloy hot-processed in the step (c) by first water-quenching; and a step (e) of standing the alloy water-quenched in the step (d) at a temperature of 480°C to 600°C and performing aging treatment.SELECTED DRAWING: Figure 1

Description

本発明は、オーステナイト鋼合金及びオーステナイト鋼合金の製造方法に関し、特に熱間工具を製造する材料として利用できるオーステナイト鋼合金及びオーステナイト鋼合金の製造方法に関する。   The present invention relates to an austenitic steel alloy and a method for producing an austenitic steel alloy, and particularly to an austenitic steel alloy and a method for producing an austenitic steel alloy that can be used as a material for producing a hot tool.

マルテンサイト鋼は、靱性や硬度といった材料物性に優れて、熱間工具の製造に利用されている鋼材である。しかし、マルテンサイト鋼は、低延性であるため、作成された熱間工具に割れを生ずる恐れがある。   Martensitic steel is a steel material that has excellent physical properties such as toughness and hardness and is used for manufacturing hot tools. However, since martensitic steel has low ductility, there is a possibility that the produced hot tool may crack.

ＡＩＳＩ Ｈ１３鋼材は、熱間工具の製造に利用されているマルテンサイト鋼の１種であり、０．３２ｗｔ％〜０．４５ｗｔ％の炭素（Ｃ）と、０．８ｗｔ％〜１．２ｗｔ％のケイ素（Ｓｉ）と、０．２ｗｔ％〜０．５ｗｔ％のマンガン（Ｍｎ）と、４．７５ｗｔ％〜５．５ｗｔ％のクロム（Ｃｒ）と、１．１ｗｔ％〜１．７５ｗｔ％のモリブデン（Ｍｏ）と、０．８ｗｔ％〜１．２ｗｔ％のバナジウム（Ｖ）と、０．０３ｗｔ％以下のリン（Ｐ）と、０．０３ｗｔ％以下の硫黄（Ｓ）と、バランス量の鉄（Ｆｅ）と、を含む。ＡＩＳＩ Ｈ１３鋼材は、常温での硬度が５５〜５８であり、常温での伸長率（Ｅｌｏｎｇａｔｉｏｎ、Ｅｌ）が３％〜５％であり、衝撃靭性が５ジュール〜１０ジュールであり、そして高温でのロックウェルＣ硬度（Ｒｏｃｋｗｅｌｌ Ｃ ｈａｒｄｎｅｓｓ、ＨＲＣ）が３３〜４１である。しかし、ＡＩＳＩ Ｈ１３鋼材は、低延性による割れが発生しがちであることで、一般的には、常温での硬度を４２〜５０に減少させていて、伸長率（Ｅｌ）を５％〜８％に高めている。   AISI H13 steel is one type of martensitic steel used in the production of hot tools, and contains 0.32 wt% to 0.45 wt% carbon (C) and 0.8 wt% to 1.2 wt%. Silicon (Si), 0.2 wt% to 0.5 wt% manganese (Mn), 4.75 wt% to 5.5 wt% chromium (Cr), and 1.1 wt% to 1.75 wt% molybdenum ( Mo), 0.8 wt% to 1.2 wt% of vanadium (V), 0.03 wt% or less of phosphorus (P), 0.03 wt% or less of sulfur (S), and a balance amount of iron (Fe). ). The AISI H13 steel has a hardness at room temperature of 55 to 58, an elongation at room temperature (Elongation, El) of 3% to 5%, an impact toughness of 5 to 10 joules, and a high temperature. Rockwell C hardness (HRC) is 33-41. However, since AISI H13 steel tends to crack due to low ductility, the hardness at room temperature is generally reduced to 42 to 50, and the elongation (El) is 5% to 8%. To increase.

また、ＱＲＯ ９０鋼材は、熱間工具の製造に利用されているマルテンサイト鋼の別の１種であり、０．３８ｗｔ％の炭素と、０．３ｗｔ％のケイ素と、０．７５ｗｔ％のマンガンと、２．６ｗｔ％のクロムと、２．２５ｗｔ％のモリブデンと、０．９ｗｔ％のバナジウムと、バランス量の鉄と、を含む。ＱＲＯ ９０鋼材は、常温での硬度が４５であり、伸長率（Ｅｌ）が約１１％であり、衝撃靭性が１０ジュールであり、そして高温でのロックウェルＣ硬度（ＨＲＣ）が２６〜４１である。   QRO 90 steel is another type of martensitic steel used in the production of hot tools, and contains 0.38 wt% of carbon, 0.3 wt% of silicon, and 0.75 wt% of manganese. And 2.6 wt% chromium, 2.25 wt% molybdenum, 0.9 wt% vanadium, and a balance amount of iron. QRO 90 steel has a hardness at room temperature of 45, an elongation (El) of about 11%, an impact toughness of 10 joules, and a Rockwell C hardness (HRC) at high temperatures of 26-41. is there.

また、Ｆｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ系のオーステナイト鋼は、高強度や高延性などの材料物性を具えているため、更なる応用が見込まれる。そのため、数十年間に亘って広く研究されている。   Further, since Fe-Mn-Al-C austenitic steel has material properties such as high strength and high ductility, further application is expected. Therefore, it has been widely studied for decades.

従来のＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ系のオーステナイト鋼においては、炭素の含有量が１．２ｗｔ％を超えた辺りから、延性の低下が起こり始め割れが発生する恐れがある。したがって、従来のＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ系のオーステナイト鋼は、炭素の含有量が通常０．５４ｗｔ％〜１．３ｗｔ％に制御されており、更に、マンガン、ニオブ（Ｎｂ）、タングステン（Ｗ）のうちの少なくとも１種が添加されることにより強度が高められている。しかし、前述したマンガン、ニオブ、タングステンのうちの少なくとも１種が添加された従来のＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ系のオーステナイト鋼は、時効処理が行われた場合、該Ｆｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ系のオーステナイト鋼の結晶粒界に粗大な炭化物の析出が発生しがちで、伸長率（Ｅｌ）が低下してしまう。そのため、該Ｆｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ系のオーステナイト鋼により作成された熱間工具に割れを生ずる恐れがある。   In a conventional Fe-Mn-Al-C-based austenitic steel, a drop in ductility starts to occur around a carbon content exceeding 1.2 wt%, and cracks may occur. Therefore, in the conventional Fe-Mn-Al-C-based austenitic steel, the carbon content is usually controlled to 0.54 wt% to 1.3 wt%, and manganese, niobium (Nb), and tungsten (W ) Is added to increase the strength. However, the conventional Fe-Mn-Al-C-based austenitic steel to which at least one of manganese, niobium, and tungsten is added, when the aging treatment is performed, the Fe-Mn-Al-C The precipitation of coarse carbides tends to occur at the grain boundaries of the austenitic steel of the system, and the elongation (El) is reduced. Therefore, there is a possibility that a hot tool made of the Fe-Mn-Al-C-based austenitic steel may crack.

特許文献１には、特定量の鉄、マンガン、アルミニウム、炭素を含有し、特に炭素の含有量が１．４ｗｔ％〜２．２ｗｔ％に制御されたＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ合金が記載されている。該Ｆｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ合金は、溶体化処理（ｓｏｌｕｔｉｏｎ ｈｅａｔ ｔｒｅａｔｍｅｎｔ、ＳＨＴ）した後の焼き入れの際に、スピノーダル分解により相転移していて、オーステナイトマトリックス相に高密度のκ’炭化物が形成されていることにより、高強度及び高延性を得ることができる。しかし、該Ｆｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ合金は、例えばクロム、マンガン、チタン（Ｔｉ）などの強力な炭化物生成元素が添加されると、オーステナイトマトリックス相に高密度のκ’炭化物が形成されることによる効果を得ることができなくなるので、該Ｆｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ合金への上述の炭化物生成元素の添加は望ましくない。   Patent Literature 1 describes an Fe-Mn-Al-C alloy containing a specific amount of iron, manganese, aluminum, and carbon, and particularly controlling the content of carbon to 1.4 wt% to 2.2 wt%. ing. The Fe—Mn—Al—C alloy undergoes a phase transition by spinodal decomposition during quenching after solution heat treatment (SHT), and a high-density κ ′ carbide is contained in the austenite matrix phase. By being formed, high strength and high ductility can be obtained. However, when a strong carbide-forming element such as chromium, manganese, or titanium (Ti) is added to the Fe-Mn-Al-C alloy, a high-density κ 'carbide is formed in the austenite matrix phase. Therefore, the addition of the above-mentioned carbide-forming element to the Fe-Mn-Al-C alloy is not desirable.

米国特許第９５２８１７７号明細書US Patent No. 9528177

したがって、本発明の目的は、常温での延性を損なうことなく優れた機械的特性を有することができ、且つ高温でも優れた機械的特性を保つことができるオーステナイト鋼合金及びオーステナイト鋼合金の製造方法を提供する。   Therefore, an object of the present invention is to provide an austenitic steel alloy and an austenitic steel alloy capable of having excellent mechanical properties without impairing ductility at normal temperature and maintaining excellent mechanical properties even at high temperatures. I will provide a.

上記目的を達成すべく、本発明は以下のオーステナイト鋼合金及びオーステナイト鋼合金の製造方法を提供する。  In order to achieve the above object, the present invention provides the following austenitic steel alloy and a method for producing the austenitic steel alloy.

即ち、２５ｗｔ％〜３１ｗｔ％のマンガン（Ｍｎ）と、７ｗｔ％〜１０ｗｔ％のアルミニウム（Ａｌ）と、１．２ｗｔ％〜１．６ｗｔ％の炭素（Ｃ）と、６ｗｔ％以下のモリブデン（Ｍｏ）と、バランス量の鉄（Ｆｅ）と、を含むオーステナイト鋼合金を提供する。   That is, 25 wt% to 31 wt% of manganese (Mn), 7 wt% to 10 wt% of aluminum (Al), 1.2 wt% to 1.6 wt% of carbon (C), and 6 wt% or less of molybdenum (Mo). And an austenitic steel alloy comprising iron and a balance amount of iron (Fe).

更に、マンガン（Ｍｎ）と、アルミニウム（Ａｌ）と、炭素（Ｃ）と、モリブデン（Ｍｏ）と、鉄（Ｆｅ）と、を共に溶融して、２５ｗｔ％〜３１ｗｔ％のマンガン（Ｍｎ）と、７ｗｔ％〜１０ｗｔ％のアルミニウム（Ａｌ）と、１．２ｗｔ％〜１．６ｗｔ％の炭素（Ｃ）と、６ｗｔ％以下のモリブデン（Ｍｏ）と、バランス量の鉄（Ｆｅ）とを含む溶鋼合金を得るステップ（ａ）と、前記溶鋼合金を鋳造して鋳片を得るステップ（ｂ）と、前記鋳片を９５０℃〜１１００℃の温度で熱間加工するステップ（ｃ）と、前記ステップ（ｃ）で熱間加工された合金を第１の水焼入れで加工するステップ（ｄ）と、前記ステップ（ｄ）で水焼入れを受けた合金を４８０℃〜６００℃の温度において放置し、時効処理をするステップ（ｅ）と、を含むオーステナイト鋼合金の製造方法を提供する。   Further, manganese (Mn), aluminum (Al), carbon (C), molybdenum (Mo), and iron (Fe) are melted together, and manganese (Mn) of 25 wt% to 31 wt% is melted. Molten steel alloy containing 7 wt% to 10 wt% aluminum (Al), 1.2 wt% to 1.6 wt% carbon (C), 6 wt% or less molybdenum (Mo), and a balance amount of iron (Fe) (A), casting the molten steel alloy to obtain a slab (b), hot-working the slab at a temperature of 950 ° C. to 1100 ° C., Step (d) of processing the alloy hot-worked in c) by first water quenching, and leaving the alloy that has been water-quenched in step (d) at a temperature of 480 ° C. to 600 ° C. to perform aging treatment (E) To provide a manufacturing method of austenite steel alloy.

特定量の鉄、マンガン、アルミニウム、炭素を含有しているＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ系のオーステナイト鋼に６ｗｔ％以下のモリブデンが添加されることによって、常温（２５℃）で高強度及び高延性を有するオーステナイト鋼合金が得られ、且つ高温（約５００℃）であっても良い機械的特性を保つことができる。   By adding 6 wt% or less of molybdenum to Fe-Mn-Al-C austenitic steel containing a specific amount of iron, manganese, aluminum, and carbon, high strength and high ductility at room temperature (25 ° C) An austenitic steel alloy having the following characteristics can be obtained, and good mechanical properties can be maintained even at a high temperature (about 500 ° C.).

本発明に係るオーステナイト鋼合金の製造方法が示されるフローチャートである。1 is a flowchart illustrating a method for manufacturing an austenitic steel alloy according to the present invention. 本発明に係る実施例１の熱間加工されたオーステナイト鋼合金の光学顕微鏡写真である。1 is an optical micrograph of a hot-worked austenitic steel alloy of Example 1 according to the present invention. 本発明に係る実施例３の熱間加工されたオーステナイト鋼合金の光学顕微鏡写真である。5 is an optical micrograph of a hot-worked austenitic steel alloy of Example 3 according to the present invention. 本発明に係る実施例８の熱間加工されたオーステナイト鋼合金の光学顕微鏡写真である。It is an optical microscope photograph of the hot-worked austenitic steel alloy of Example 8 according to the present invention. 本発明に係る実施例１の時効処理されたオーステナイト鋼合金の光学顕微鏡写真である。1 is an optical micrograph of an aged austenitic steel alloy of Example 1 according to the present invention. 本発明に係る実施例３の時効処理されたオーステナイト鋼合金の光学顕微鏡写真である。4 is an optical micrograph of the aged austenitic steel alloy of Example 3 according to the present invention. 本発明に係る実施例８の時効処理されたオーステナイト鋼合金の光学顕微鏡写真である。9 is an optical micrograph of an aged austenitic steel alloy of Example 8 according to the present invention. 比較例１の熱間加工されたオーステナイト鋼合金の光学顕微鏡写真である。4 is an optical micrograph of the hot-worked austenitic steel alloy of Comparative Example 1. 比較例２の熱間加工されたオーステナイト鋼合金の光学顕微鏡写真である。4 is an optical micrograph of the hot-worked austenitic steel alloy of Comparative Example 2.

本発明に係るオーステナイト鋼合金は、２５ｗｔ％〜３１ｗｔ％のマンガン（Ｍｎ）と、７ｗｔ％〜１０ｗｔ％のアルミニウム（Ａｌ）と、１．２ｗｔ％〜１．６ｗｔ％の炭素（Ｃ）と、６ｗｔ％以下のモリブデン（Ｍｏ）と、バランス量の鉄（Ｆｅ）と、を含む。該オーステナイト鋼合金は、高強度及び高延性を有しているため、普通鋼板（例えば、自動車板金、建築用鋼板など）、機械部品（例えば、車軸、ギア、ベアリング、シャフト、ヒンジなど）、熱間工具などの製造に利用することができる。   The austenitic steel alloy according to the present invention comprises 25 wt% to 31 wt% manganese (Mn), 7 wt% to 10 wt% aluminum (Al), 1.2 wt% to 1.6 wt% carbon (C), and 6 wt%. % Of molybdenum (Mo) and a balance amount of iron (Fe). Since the austenitic steel alloy has high strength and high ductility, ordinary steel plates (for example, automobile sheet metal, steel plates for construction, etc.), mechanical parts (for example, axles, gears, bearings, shafts, hinges, etc.), heat It can be used for the production of inter tools.

マンガンは、強力なオーステナイト安定化元素である。オーステナイト相は、より多いスリップ転位を有する面心立方格子構造（ｆａｃｅ ｃｅｎｔｅｒ ｃｕｂｉｃ、ＦＣＣ）であるため、体心立方格子構造（ｂｏｄｙ ｃｅｎｔｅｒ ｃｕｂｉｃ、ＢＣＣ）または六方最密充填構造（ｈｅｘａｇｏｎａｌ ｃｌｏｓｅ ｐａｃｋｅｄ、ＨＣＰ）より良い延性を有している。したがって、常温で完全オーステナイト相を得るために、本発明に係るオーステナイト鋼合金のマンガンの含有量は、２５ｗｔ％〜３１ｗｔ％にある。特定の実施形態において、前記マンガンの含有量は２６ｗｔ％〜３０ｗｔ％にある。特定の実施形態において、前記マンガンの含有量は２７ｗｔ％〜２９ｗｔ％にある。   Manganese is a powerful austenite stabilizing element. Since the austenite phase is a face centered cubic structure (FCC) having more slip dislocations, it is a body centered cubic structure (BCC) or a hexagonal close packed structure (HCP). ) Has better ductility. Therefore, in order to obtain a complete austenite phase at room temperature, the manganese content of the austenitic steel alloy according to the present invention is in the range of 25 wt% to 31 wt%. In certain embodiments, the manganese content is between 26 wt% and 30 wt%. In certain embodiments, the manganese content is between 27 wt% and 29 wt%.

アルミニウムは、強力なフェライト安定化元素であるだけでなく、（Ｆｅ、Ｍｎ）３ＡｌＣx炭化物（即ち、κ’炭化物）を形成する主要な元素である。本発明に係るオーステナイト鋼合金のアルミニウムの含有量は、７ｗｔ％〜１０ｗｔ％％にある。特定の実施形態において、前記アルミニウムの含有量は８ｗｔ％〜１０ｗｔ％にある。特定の実施形態において、前記アルミニウムの含有量は８ｗｔ％〜９ｗｔ％にある。 Aluminum is not only a strong ferrite stabilizing element, but also the main element forming (Fe, Mn) 3 AlCx carbides (ie, κ ′ carbides). The aluminum content of the austenitic steel alloy according to the present invention is in the range of 7 wt% to 10 wt%. In certain embodiments, the aluminum content is between 8 wt% and 10 wt%. In certain embodiments, the aluminum content is between 8 wt% and 9 wt%.

本発明に係るオーステナイト鋼合金の炭素の含有量は、１．２ｗｔ％〜１．６ｗｔ％にあり、従来のマンガン、ニオブ（Ｎｂ）、タングステン（Ｗ）の少なくともいずれかが添加されたＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ系のオーステナイト鋼の最大１．０ｗｔ％より多い。特定の実施形態において、前記炭素の含有量は１．４ｗｔ％〜１．６ｗｔ％にある。   The carbon content of the austenitic steel alloy according to the present invention is in the range of 1.2 wt% to 1.6 wt%, and is Fe-Mn to which at least one of conventional manganese, niobium (Nb), and tungsten (W) is added. -More than a maximum of 1.0 wt% of Al-C based austenitic steel. In certain embodiments, the carbon content is between 1.4 wt% and 1.6 wt%.

モリブデンは、非常に強力な炭化物生成元素である。本発明に係るオーステナイト鋼合金のモリブデンの含有量は、６ｗｔ％以下にある。特定の実施形態において、前記モリブデンの含有量は２ｗｔ％〜６ｗｔ％にある。   Molybdenum is a very strong carbide-forming element. The content of molybdenum in the austenitic steel alloy according to the present invention is at most 6 wt%. In certain embodiments, the molybdenum content is between 2 wt% and 6 wt%.

特定の実施形態において、本発明に係るオーステナイト鋼合金は、６ｗｔ％以下のクロム（Ｃｒ）を更に含む。クロムもまた、非常に強力な炭化物生成元素である。   In certain embodiments, the austenitic steel alloy according to the present invention further comprises up to 6 wt% chromium (Cr). Chromium is also a very strong carbide-forming element.

特定の実施形態において、本発明に係るオーステナイト鋼合金は、５ｗｔ％以下のコバルト（Ｃｏ）を更に含む。コバルトもまた、非常に強力な炭化物生成元素である。   In certain embodiments, the austenitic steel alloy according to the present invention further comprises up to 5 wt% cobalt (Co). Cobalt is also a very strong carbide-forming element.

なお、該オーステナイト鋼合金における低融点元素（例えば、マンガンやアルミニウム）の含有量については、溶融過程で低融点元素の蒸発を引き起こしやすいため、溶融加工後の該オーステナイト鋼合金における低融点元素の量は、溶融加工前の低融点元素の量とわずかに異なっている。しかし、その差は許容範囲内にあるため、該オーステナイト鋼合金の性質に影響しない。   The content of the low-melting element (for example, manganese or aluminum) in the austenitic steel alloy is likely to cause evaporation of the low-melting element in the melting process. Is slightly different from the amount of the low melting element before melt processing. However, the difference is within an acceptable range and does not affect the properties of the austenitic steel alloy.

＜オーステナイト鋼合金の製造方法＞
図１は本発明に係るオーステナイト鋼合金の製造方法を説明するフローチャートである。図１に示されているように、以下のステップ（ａ）〜ステップ（ｆ）を含む。 <Austenitic steel alloy manufacturing method>
FIG. 1 is a flowchart illustrating a method for producing an austenitic steel alloy according to the present invention. As shown in FIG. 1, the method includes the following steps (a) to (f).

ステップ（ａ）において、マンガンと、アルミニウムと、炭素と、モリブデンと、鉄と、を共に溶融して、２５ｗｔ％〜３１ｗｔ％のマンガンと、７ｗｔ％〜１０ｗｔ％のアルミニウムと、１．２ｗｔ％〜１．６ｗｔ％の炭素と、６ｗｔ％以下のモリブデンと、バランス量の鉄とを含む溶鋼合金を得る。   In step (a), manganese, aluminum, carbon, molybdenum, and iron are melted together, and 25 wt% to 31 wt% of manganese, 7 wt% to 10 wt% of aluminum, and 1.2 wt% to A molten steel alloy containing 1.6% by weight of carbon, 6% by weight or less of molybdenum, and a balance of iron is obtained.

ステップ（ｂ）において、前記溶鋼合金を鋳造して鋳片を得る。   In step (b), the molten steel alloy is cast to obtain a slab.

ステップ（ｃ）において、前記鋳片を９５０℃〜１１００℃の温度で熱間加工（例えば、圧延や鍛造など）する。   In step (c), the slab is subjected to hot working (for example, rolling or forging) at a temperature of 950C to 1100C.

ステップ（ｄ）において、ステップ（ｃ）で熱間加工された合金を第１の水焼入れで加工した後に、常温に冷却する。   In the step (d), after the alloy hot-worked in the step (c) is worked by first water quenching, it is cooled to room temperature.

ステップ（ｅ）において、ステップ（ｄ）で水焼入れを施した合金を４８０℃〜６００℃の温度において放置し、時効処理をする。   In step (e), the alloy that has been water-quenched in step (d) is left at a temperature of 480 ° C to 600 ° C to perform aging treatment.

ステップ（ｆ）において、ステップ（ｅ）で時効処理を施した合金を第２の水焼入れで加工した後に、常温に冷却する。   In the step (f), the alloy that has been subjected to the aging treatment in the step (e) is processed by the second water quenching, and then cooled to room temperature.

特定の実施形態において、ステップ（ｃ）の熱間加工において、該ステップ（ｃ）で熱間加工された合金の厚さを、ステップ（ｂ）で得た鋳片の厚さの２５％以下とする。   In a specific embodiment, in the hot working of step (c), the thickness of the hot worked alloy in step (c) is not more than 25% of the thickness of the slab obtained in step (b). I do.

特定の実施形態において、ステップ（ｅ）における時効処理は、４８０℃〜５００℃の温度において５時間〜１２時間放置することで行う。   In a specific embodiment, the aging treatment in step (e) is performed by leaving at a temperature of 480 ° C to 500 ° C for 5 hours to 12 hours.

特定の実施形態において、ステップ（ｅ）における時効処理は、５００℃〜６００℃の温度において１時間〜４時間放置することで行う。   In a specific embodiment, the aging treatment in step (e) is performed by leaving at a temperature of 500C to 600C for 1 hour to 4 hours.

上記の本発明に係るオーステナイト鋼合金の製造方法は、炭素の含有量が少なくて強力な炭化物生成元素が添加される従来のＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ系のオーステナイト鋼の製造方法とは異なっている。具体的には、炭素の含有量が少なくて強力な炭化物生成元素が添加される従来のＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ系のオーステナイト鋼の製造方法においては、熱間加工後に、溶体化処理（ＳＨＴ）を行うことが必要となり、溶体化処理（ＳＨＴ）を行うことで、結晶粒界に析出される粗大な炭化物をオーステナイトマトリックス相に溶解させ、延性を向上させている。一方、炭素の含有量が比較的に多くて強力な炭化物生成元素が添加される本発明に係るオーステナイト鋼合金の製造方法においては、熱間加工の温度を９５０℃〜１１００℃に制御することによって、熱間加工過程で結晶粒界に粗大な炭化物が析出することを防ぐことができる。そのため、本発明に係る方法によれば、従来のＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ系のオーステナイト鋼の製造方法にある溶体化処理（ＳＨＴ）を行なう必要なく、高強度や高延性が達成されたオーステナイト鋼合金を製造することができる。   The method for producing an austenitic steel alloy according to the present invention is different from the conventional method for producing an Fe-Mn-Al-C-based austenitic steel having a low carbon content and a strong carbide-forming element added thereto. I have. Specifically, in a conventional method for producing a Fe-Mn-Al-C-based austenitic steel to which a strong carbide-forming element is added with a low carbon content, a solution treatment (SHT) is performed after hot working. ) Is required, and by performing the solution treatment (SHT), coarse carbides precipitated at the crystal grain boundaries are dissolved in the austenite matrix phase, thereby improving the ductility. On the other hand, in the method for producing an austenitic steel alloy according to the present invention in which the carbon content is relatively large and a strong carbide-forming element is added, by controlling the temperature of hot working to 950 ° C to 1100 ° C. Further, it is possible to prevent coarse carbides from being precipitated at grain boundaries in the hot working process. Therefore, according to the method of the present invention, it is not necessary to perform the solution treatment (SHT) in the conventional method for producing an Fe-Mn-Al-C-based austenitic steel, and the austenitic steel achieves high strength and high ductility. Steel alloys can be manufactured.

なお、ステップ（ｆ）では、時効処理を受けた合金が常温まで自然冷却されれば良く、第２の水焼入れを実行しなくても良い。更に、本発明では、熱間加工の温度を制御することによって結晶粒界に粗大な炭化物が析出することを防止できるので、従来のＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ系のオーステナイト鋼の製造方法にある溶体化処理（ＳＨＴ）を省略することができ、プロセス時間を短縮することができる。   In step (f), it is sufficient that the aging-treated alloy is naturally cooled to room temperature, and the second water quenching need not be performed. Furthermore, in the present invention, since the precipitation of coarse carbides at the crystal grain boundaries can be prevented by controlling the temperature of hot working, there is a conventional method for producing an Fe-Mn-Al-C-based austenitic steel. The solution treatment (SHT) can be omitted, and the process time can be reduced.

上記の本発明に係るオーステナイト鋼合金の製造方法により製造されるオーステナイト鋼合金は、その結晶相が完全オーステナイト相になり、且つ、２５℃での降伏強度（ｙｉｅｌｄ ｓｔｒｅｎｇｔｈ、ＹＳ）が１２００ＭＰａ〜１４００ＭＰａであり、２５℃でのロックウェルＣ硬度（ＨＲＣ）が４５〜５５であり、２５℃での引張強度（ｕｌｔｉｍａｔｅ ｔｅｎｓｉｌｅ ｓｔｒｅｎｇｔｈ、ＵＴＳ）が１２００ＭＰａ〜１５００ＭＰａであり、２５℃での伸長率（Ｅｌ）が２０％〜４０％である。更に、本発明に係るオーステナイト鋼合金の製造方法により製造されるオーステナイト鋼合金は、７００℃までの高温であっても優れた降伏強度（ＹＳ）及び引張強度（ＵＴＳ）を保つことができる。そのため、本発明に係るオーステナイト鋼合金の製造方法により製造されるオーステナイト鋼合金は、普通鋼板（例えば、自動車板金、建築用鋼板など）、機械部品（例えば、車軸、ギア、ベアリング、シャフト、ヒンジなど）、熱間工具などの製造に利用されることができる。   The crystal phase of the austenitic steel alloy produced by the method for producing an austenitic steel alloy according to the present invention described above is a complete austenite phase, and the yield strength (yield strength, YS) at 25 ° C is 1200 MPa to 1400 MPa. The Rockwell C hardness (HRC) at 25 ° C is 45 to 55, the tensile strength at 25 ° C (ultimate tensile strength, UTS) is 1200 MPa to 1500 MPa, and the elongation rate (El) at 25 ° C is 20% to 40%. Furthermore, the austenitic steel alloy produced by the method for producing an austenitic steel alloy according to the present invention can maintain excellent yield strength (YS) and tensile strength (UTS) even at high temperatures up to 700 ° C. Therefore, the austenitic steel alloy produced by the method for producing an austenitic steel alloy according to the present invention includes ordinary steel sheets (for example, automobile metal sheets, building steel sheets, etc.) and mechanical parts (for example, axles, gears, bearings, shafts, hinges, etc.). ), Can be used for manufacturing hot tools and the like.

特定の実施形態において、本発明に係るオーステナイト鋼合金は、炭素の含有量が１．４２ｗｔ％〜１．５ｗｔ％にあり、モリブデンの含有量が３．５ｗｔ％〜５ｗｔ％にある。また、特定の実施形態において、本発明に係るオーステナイト鋼合金の製造方法により製造されるオーステナイト鋼合金は、２５℃での降伏強度（ＹＳ）が１３１０ＭＰａ〜１３４０ＭＰａであり、２５℃での引張強度（ＵＴＳ）が１３５３ＭＰａ〜１３８６ＭＰａであり、ロックウェルＣ硬度（ＨＲＣ）が４７〜４７．７である。   In certain embodiments, the austenitic steel alloy according to the present invention has a carbon content between 1.42 wt% and 1.5 wt% and a molybdenum content between 3.5 wt% and 5 wt%. In a specific embodiment, the austenitic steel alloy produced by the method for producing an austenitic steel alloy according to the present invention has a yield strength (YS) at 25 ° C. of 1310 MPa to 1340 MPa, and a tensile strength at 25 ° C. UTS) is 1353 MPa to 1386 MPa, and Rockwell C hardness (HRC) is 47 to 47.7.

特定の実施形態において、本発明に係るオーステナイト鋼合金は、炭素の含有量が１．４２ｗｔ％〜１．４５ｗｔ％にあり、モリブデンの含有量が３．５ｗｔ％〜４ｗｔ％にある。また、特定の実施形態において、本発明に係るオーステナイト鋼合金の製造方法により製造されるオーステナイト鋼合金は、２５℃での伸長率（Ｅｌ）が２５％に達する。   In certain embodiments, the austenitic steel alloy according to the present invention has a carbon content between 1.42 wt% and 1.45 wt% and a molybdenum content between 3.5 wt% and 4 wt%. Further, in a specific embodiment, the austenitic steel alloy produced by the method for producing an austenitic steel alloy according to the present invention has an elongation (El) at 25 ° C. of 25%.

特定の実施形態において、本発明に係るオーステナイト鋼合金は、マンガンの含有量が２７．７ｗｔ％〜３０ｗｔ％にあり、アルミニウムの含有量が８．２ｗｔ％〜８．５ｗｔ％にある。また、特定の実施形態において、本発明に係るオーステナイト鋼合金の製造方法により製造されるオーステナイト鋼合金は、２５℃での降伏強度（ＹＳ）が１２５０ＭＰａ〜１３５０ＭＰａであり、２５℃での引張強度（ＵＴＳ）が１２８０ＭＰａ〜１３８６ＭＰａであり、２５℃での伸長率（Ｅｌ）が２０％〜３２％であり、ロックウェルＣ硬度（ＨＲＣ）が４６．７〜４７．７である。   In certain embodiments, the austenitic steel alloy according to the present invention has a manganese content between 27.7 wt% and 30 wt% and an aluminum content between 8.2 wt% and 8.5 wt%. In a specific embodiment, the austenitic steel alloy produced by the method for producing an austenitic steel alloy according to the present invention has a yield strength (YS) at 25 ° C. of 1250 MPa to 1350 MPa and a tensile strength at 25 ° C. UTS) is 1280 MPa to 1386 MPa, the elongation at 25 ° C. (El) is 20% to 32%, and the Rockwell C hardness (HRC) is 46.7 to 47.7.

特定の実施形態において、本発明に係るオーステナイト鋼合金は、マンガンの含有量が２７ｗｔ％〜２９ｗｔ％にあり、アルミニウムの含有量が８ｗｔ％〜８．５ｗｔ％にあり、モリブデンの含有量が３ｗｔ％〜６ｗｔ％にある。また、特定の実施形態において、本発明に係るオーステナイト鋼合金の製造方法により製造されるオーステナイト鋼合金は、２５℃での降伏強度（ＹＳ）が１２３０ＭＰａ以上であり、２５℃での引張強度（ＵＴＳ）が１２８０ＭＰａ以上であり、２５℃での伸長率（Ｅｌ）が２０％以上であり、３００℃での降伏強度（ＹＳ）が１０００ＭＰａ以上であり、３００℃での引張強度（ＵＴＳ）が１０００ＭＰａ以上である。   In a specific embodiment, the austenitic steel alloy according to the present invention has a manganese content of 27 wt% to 29 wt%, an aluminum content of 8 wt% to 8.5 wt%, and a molybdenum content of 3 wt%. ６6 wt%. In a specific embodiment, the austenitic steel alloy produced by the method for producing an austenitic steel alloy according to the present invention has a yield strength (YS) at 25 ° C of 1230 MPa or more and a tensile strength (UTS) at 25 ° C. ) Is 1280 MPa or more, the elongation at 25 ° C. (El) is 20% or more, the yield strength at 300 ° C. (YS) is 1000 MPa or more, and the tensile strength at 300 ° C. (UTS) is 1000 MPa or more. It is.

特定の実施形態において、本発明に係るオーステナイト鋼合金は、モリブデンの含有量が３ｗｔ％にあり、且つ３ｗｔ％のクロムまたは２ｗｔ％のコバルトを更に含む。また、特定の実施形態において、本発明に係るオーステナイト鋼合金の製造方法により製造されるオーステナイト鋼合金は、２５℃での降伏強度（ＹＳ）が１２３０ＭＰａ〜１３００ＭＰａであり、２５℃での引張強度（ＵＴＳ）が１２８０ＭＰａ〜１３４４ＭＰａであり、２５℃での伸長率（Ｅｌ）が２４％〜３７％であり、２５℃でのロックウェルＣ硬度（ＨＲＣ）が４５〜４６．８である。   In certain embodiments, the austenitic steel alloy according to the present invention has a molybdenum content of 3 wt% and further comprises 3 wt% chromium or 2 wt% cobalt. In a specific embodiment, the austenitic steel alloy produced by the method for producing an austenitic steel alloy according to the present invention has a yield strength (YS) at 25 ° C. of 1230 MPa to 1300 MPa and a tensile strength at 25 ° C. UTS) is 1280 MPa to 1344 MPa, the elongation at 25 ° C. (El) is 24% to 37%, and the Rockwell C hardness (HRC) at 25 ° C. is 45 to 46.8.

なお、熱間工具の製造に現在利用されている鋼は、密度が７．８ｇ／ｃｍ３〜７．９ｇ／ｃｍ３にある。一方、本発明に係るオーステナイト鋼合金の製造方法により製造されるオーステナイト鋼合金は、密度が６．６ｇ／ｃｍ３〜６．８ｇ／ｃｍ３にあり、前述した熱間工具の製造に現在利用されている鋼より密度が減少されている。そのため、本発明に係るオーステナイト鋼合金の製造方法により製造されるオーステナイト鋼合金は、高強度及び高延性だけでなく、軽量化にも有利である。 Incidentally, the steel that is currently utilized in the manufacture of hot work tool has a density in 7.8g / cm 3 ~7.9g / cm 3 . On the other hand, the austenitic steel alloy manufactured by the method for manufacturing an austenitic steel alloy according to the present invention has a density of 6.6 g / cm 3 to 6.8 g / cm 3 and is currently used for manufacturing the hot tool described above. Density is lower than that of steel. Therefore, the austenitic steel alloy produced by the method for producing an austenitic steel alloy according to the present invention is advantageous not only in high strength and high ductility but also in weight reduction.

従来の１．４ｗｔ％〜２．２ｗｔ％と比較的多量の炭素を含んでいるＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ系のオーステナイト鋼は、完全オーステナイト相を得ることができ、且つオーステナイトマトリックス相に高密度の（Ｆｅ、Ｍｎ）３ＡｌＣx炭化物（即ち、κ’炭化物）が形成されていて、結晶粒界における粗大な炭化物の析出を防ぐことができる。そのため、熱間加工、溶体化処理（ＳＨＴ）、水焼入れによって、常温で高強度及び高延性を得ることができる。一方、本発明に係るオーステナイト鋼合金には、特定量の強力な炭化物生成元素（即ち、モリブデン、クロム、コバルト）が添加されていて熱間加工の温度を９５０℃〜１１００℃に制御することによって、結晶粒界における粗大な炭化物の析出を防止することができる。そのため、溶体化処理（ＳＨＴ）が必要なく、高強度及び高延性を得ることができ、且つプロセス時間を短縮することができる。 A conventional Fe-Mn-Al-C austenitic steel containing a relatively large amount of carbon of 1.4 wt% to 2.2 wt% can obtain a complete austenite phase and have a high density in the austenite matrix phase. (Fe, Mn) 3 AlCx carbide (that is, κ ′ carbide) is formed, and the precipitation of coarse carbide at the crystal grain boundary can be prevented. Therefore, high strength and high ductility can be obtained at room temperature by hot working, solution treatment (SHT), and water quenching. On the other hand, in the austenitic steel alloy according to the present invention, a specific amount of a strong carbide-forming element (i.e., molybdenum, chromium, cobalt) is added, and the temperature of hot working is controlled at 950C to 1100C. Further, precipitation of coarse carbides at the crystal grain boundaries can be prevented. Therefore, solution treatment (SHT) is not required, high strength and high ductility can be obtained, and the process time can be shortened.

以下、実施例１〜実施例１１及び比較例１〜比較例３を通じて本発明を詳細に説明する。但し、下記の実施例は、本発明をより詳細に説明するための例示であるだけで、本発明の権利範囲を限定するものではない。   Hereinafter, the present invention will be described in detail through Examples 1 to 11 and Comparative Examples 1 to 3. However, the following examples are merely examples for describing the present invention in more detail, and do not limit the scope of the present invention.

実施例１：
まず、高周波溶解炉で大気雰囲気下で３０ｗｔ％のマンガンと、８５ｗｔ％のアルミニウムと、１．４５ｗｔ％の炭素と、６ｗｔ％のモリブデンと、バランス量の鉄と、を含有している鋼合金を溶融して溶鋼合金を得て、該溶鋼合金を鋳造して、厚さが２ｃｍの鋳片を得た。 Example 1
First, a steel alloy containing 30% by weight of manganese, 85% by weight of aluminum, 1.45% by weight of carbon, 6% by weight of molybdenum, and a balance amount of iron in an air atmosphere in a high frequency melting furnace. The molten steel alloy was obtained by melting, and the molten steel alloy was cast to obtain a slab having a thickness of 2 cm.

そして、該鋳片を１１００℃で２０分炉内で加熱してから、９５０℃〜１１００℃の温度で圧延を行って、該鋳片の厚さの２５％以下となった試験片を得た。   Then, the slab was heated at 1100 ° C. for 20 minutes in a furnace, and then rolled at a temperature of 950 ° C. to 1100 ° C. to obtain a test piece having a thickness of 25% or less of the slab. .

そして、該試験片を第１の水焼入れで加工してから、常温になるまで冷却した。   Then, the test piece was processed by first water quenching, and then cooled to room temperature.

その後、冷却した該試験片を酸化物層が除去されるよう研磨してから、５００℃の温度で時効処理をした。これにより、オーステナイト鋼合金を得た。   Thereafter, the cooled test piece was polished so as to remove the oxide layer, and then subjected to an aging treatment at a temperature of 500 ° C. Thus, an austenitic steel alloy was obtained.

実施例２〜実施例１１：
実施例２〜実施例１１では、表１に示すように異なる元素を含む鋼合金を利用して、実施例１と同様のプロセスを行なってオーステナイト鋼合金を得た。 Examples 2 to 11:
In Examples 2 to 11, an austenitic steel alloy was obtained by performing the same process as in Example 1 using steel alloys containing different elements as shown in Table 1.

比較例１〜比較例３：
比較例１〜比較例３では、表１に示すように異なる元素を含む鋼合金を利用して、実施例１と同様のプロセスを行なってオーステナイト鋼合金を得た。 Comparative Examples 1 to 3:
In Comparative Examples 1 to 3, an austenitic steel alloy was obtained by performing the same process as in Example 1 using steel alloys containing different elements as shown in Table 1.

実施例１〜実施例１１及び比較例１〜比較例３の各試験片について、２５℃での降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＵＴＳ）、伸長率（Ｅｌ）、ロックウェルＣ硬度（ＨＲＣ）などの測定を行った。測定の結果は、表２に示されている。   For each of the test pieces of Examples 1 to 11 and Comparative Examples 1 to 3, the yield strength (YS), tensile strength (UTS), elongation (El), and Rockwell C hardness (HRC) at 25 ° C. And other measurements. The results of the measurement are shown in Table 2.

また、実施例４と、実施例７と、実施例９と、比較例１と、比較例２と、比較例３との各試験片については、それぞれ３００℃、５００℃、７００℃で降伏強度（ＹＳ）及び引張強度（ＵＴＳ）の測定を行なった。測定の結果は、表３に示されている。   Further, the test pieces of Example 4, Example 7, Example 9, Comparative Example 1, Comparative Example 2, and Comparative Example 3 yield strength at 300 ° C., 500 ° C., and 700 ° C., respectively. (YS) and tensile strength (UTS) were measured. The results of the measurement are shown in Table 3.

測定方法：
ＡＳＴＭ Ｅ８／Ｅ８Ｍの試験法規格に基づいて所望の温度（即ち、２５℃、３００℃、５００℃、７００℃）で１０−３／ｓｅｃの速度でインストロン型引張試験機で各試験片測定を実行した。 Measuring method:
Based on the test method standard of ASTM E8 / E8M, each test piece was measured at a desired temperature (ie, 25 ° C., 300 ° C., 500 ° C., 700 ° C.) at a rate of 10 −3 / sec using an Instron type tensile tester. Ran.

各試験片について、所望の温度での応力とひずみの関係の実測値を得て、以下に示されているような応力‐ひずみ曲線（表２）を得た。   For each test piece, measured values of the relationship between stress and strain at a desired temperature were obtained, and a stress-strain curve (Table 2) as shown below was obtained.

Ｌ２及びＬ３はＬ１と平行である。   L2 and L3 are parallel to L1.

１．降伏強度（ＹＳ）：
降伏強度（ＹＳ）は、応力‐ひずみ曲線のＡに示されるように、応力‐ひずみ曲線における残留ひずみが０．２％となる場合の応力として定義されている。 1. Yield strength (YS):
The yield strength (YS) is defined as the stress when the residual strain in the stress-strain curve is 0.2%, as indicated by A in the stress-strain curve.

２．引張強度（ＵＴＳ）：
引張強度（ＵＴＳ）は、応力‐ひずみ曲線のＢに示されるように、鋼材が破断する直前における最大の引張応力と定義されている。 2. Tensile strength (UTS):
Tensile strength (UTS) is defined as the maximum tensile stress immediately before the steel material breaks, as shown in B of the stress-strain curve.

３．伸長率（Ｅｌ）：
伸長率（Ｅｌ）は、応力‐ひずみ曲線のＣに示されるように、鋼材が破断する直前における最大のひずみと定義されている。 3. Elongation rate (El):
The elongation (El) is defined as the maximum strain immediately before the steel material breaks, as shown in C of the stress-strain curve.

４．ロックウェルＣ硬度（ＨＲＣ）：
各試験片について、ロックウェル硬さ測定器を利用して、１５０ｋｇｆでロックウェルＣ硬度（ＨＲＣ）を測定する。測定に利用される圧子はダイヤモンド円錐である。測定の結果は、表３に示されている。 4. Rockwell C hardness (HRC):
For each test piece, Rockwell C hardness (HRC) is measured at 150 kgf using a Rockwell hardness tester. The indenter used for the measurement is a diamond cone. The results of the measurement are shown in Table 3.

表３に示されるように、実施例１〜実施例１１の各試験片について、２５℃での降伏強度（ＹＳ）は１２３０ＭＰａ〜１３５０ＭＰａであり、２５℃での引張強度（ＵＴＳ）は１２８０ＭＰａ〜１３８６ＭＰａであり、２５℃での伸長率（Ｅｌ）は２０％〜３７％であり、そして２５℃でのロックウェルＣ硬度（ＨＲＣ）は４５〜４７．７である。実施例１〜実施例１１の各試験片は、比較例１〜比較例３の各試験片より優れた強度及び延性を有している。また、実施例１〜実施例１１において、モリブデンの含有量を２ｗｔ％〜６ｗｔ％に制御することによる本発明に係るオーステナイト鋼合金は、比較例１〜比較例３及び従来のＡＩＳＩ Ｈ１３やＱＲＯ ９０などの合金より常温（２５℃）で優れた強度及び延性を有することができ、且つ高温でも高強度を保つことができる。そのため、本発明に係るオーステナイト鋼合金の製造方法により製造されるオーステナイト鋼合金は、熱間工具の製造に利用することに適した鋼材であり、且つ作成された熱間工具に割れを生ずることを防ぐことができる。   As shown in Table 3, the yield strength (YS) at 25 ° C is 1230 MPa to 1350 MPa, and the tensile strength (UTS) at 25 ° C is 1280 MPa to 1386 MPa for each of the test pieces of Examples 1 to 11. The elongation at 25 ° C. (El) is between 20% and 37% and the Rockwell C hardness at 25 ° C. (HRC) is between 45 and 47.7. Each of the test pieces of Examples 1 to 11 has superior strength and ductility than the test pieces of Comparative Examples 1 to 3. Further, in Examples 1 to 11, the austenitic steel alloy according to the present invention obtained by controlling the content of molybdenum to 2 wt% to 6 wt% corresponds to Comparative Examples 1 to 3 and the conventional AISI H13 and QRO90. It can have superior strength and ductility at room temperature (25 ° C.) than alloys such as these, and can maintain high strength even at high temperatures. Therefore, the austenitic steel alloy produced by the method for producing an austenitic steel alloy according to the present invention is a steel material suitable for use in the production of a hot tool, and may cause cracks in the produced hot tool. Can be prevented.

更に、表３に示されるように、実施例１〜実施例１１の各試験片について、５時間〜１２時間の時効処理を経ても強度に大きな影響がない。本発明に係るオーステナイト鋼合金は、熱間加工している場合、温度を制御することによって結晶粒界に粗大な炭化物の析出を防止することができる。   Further, as shown in Table 3, the strength of the test pieces of Examples 1 to 11 was not significantly affected by the aging treatment for 5 hours to 12 hours. In the austenitic steel alloy according to the present invention, when hot working is performed, the precipitation of coarse carbides at crystal grain boundaries can be prevented by controlling the temperature.

図２〜図４を参照して説明する。ここで、図２は本発明に係る実施例１の熱間加工されたオーステナイト鋼合金の光学顕微鏡写真であり、図３は本発明に係る実施例３の熱間加工されたオーステナイト鋼合金の光学顕微鏡写真であり、また、図４は本発明に係る実施例８の熱間加工されたオーステナイト鋼合金の光学顕微鏡写真である。   This will be described with reference to FIGS. Here, FIG. 2 is an optical micrograph of the hot-worked austenitic steel alloy of Example 1 according to the present invention, and FIG. 3 is an optical micrograph of the hot-worked austenitic steel alloy of Example 3 according to the present invention. FIG. 4 is a micrograph, and FIG. 4 is an optical micrograph of the hot-worked austenitic steel alloy of Example 8 according to the present invention.

図２〜図４に示されるように、９５０℃〜１１００℃の温度で熱間加工しても結晶粒界に粗大な炭化物が析出することはない。   As shown in FIGS. 2 to 4, coarse carbides do not precipitate at the crystal grain boundaries even when hot working is performed at a temperature of 950 ° C. to 1100 ° C.

図５〜図７を参照して説明する。ここで、図５は本発明に係る実施例１の時効処理されたオーステナイト鋼合金の光学顕微鏡写真であり、図６は本発明に係る実施例３の時効処理されたオーステナイト鋼合金の光学顕微鏡写真であり、また、図７は本発明に係る実施例８の時効処理されたオーステナイト鋼合金の光学顕微鏡写真である。   This will be described with reference to FIGS. Here, FIG. 5 is an optical micrograph of the aged austenitic steel alloy of Example 1 according to the present invention, and FIG. 6 is an optical micrograph of the aged austenitic steel alloy of Example 3 according to the present invention. FIG. 7 is an optical micrograph of the aged austenitic steel alloy of Example 8 according to the present invention.

図５〜図７に示されるように、異なる時間で時効処理の後に９５０℃〜１１００℃の温度で熱間加工しても結晶粒界に粗大な炭化物が析出することはない。   As shown in FIGS. 5 to 7, coarse carbides do not precipitate at the crystal grain boundaries even when hot working is performed at a temperature of 950 ° C. to 1100 ° C. after aging treatment for different times.

図８と図９を参照して説明する。ここで、図８は上記比較例１の熱間加工されたオーステナイト鋼合金の光学顕微鏡写真であり、また、図９は上記比較例２の熱間加工されたオーステナイト鋼合金の光学顕微鏡写真である。   This will be described with reference to FIGS. Here, FIG. 8 is an optical micrograph of the hot-worked austenitic steel alloy of Comparative Example 1, and FIG. 9 is an optical micrograph of the hot-worked austenitic steel alloy of Comparative Example 2. .

図８と図９に示されるように、比較例１及び比較例２の試験片には、オーステナイト鋼合金に過剰な強力な炭化物生成元素が添加されると、熱間加工の温度を制御してもやはり結晶粒界に粗大な炭化物が析出してしまう。そのため、オーステナイト鋼合金の延性に不利である。   As shown in FIGS. 8 and 9, when an excessively strong carbide-forming element was added to the austenitic steel alloy, the hot working temperature was controlled in the test pieces of Comparative Examples 1 and 2. Also, coarse carbides precipitate at the crystal grain boundaries. Therefore, it is disadvantageous for the ductility of the austenitic steel alloy.

なお、表３に示されるように、実施例４と実施例７と実施例９の試験片について、３００℃での降伏強度（ＹＳ）は９７０ＭＰａ〜１０３０ＭＰａであり、３００℃での引張強度（ＵＴＳ）は１０２２ＭＰａ〜１０７０ＭＰａであり、また、５００℃での降伏強度（ＹＳ）は６５０ＭＰａ〜７００ＭＰａであり、５００℃での引張強度（ＵＴＳ）は７１９ＭＰａ〜７８６ＭＰａであり、また、７００℃での降伏強度（ＹＳ）は４１０ＭＰａ〜４２０ＭＰａであり、７００℃での引張強度（ＵＴＳ）は４４０ＭＰａ〜４４９ＭＰａである。比較例３の試験片について、常温（即ち、２５℃）での伸長率（Ｅｌ）は優れているが、常温及び高温（即ち、３００℃、５００℃）での降伏強度（ＹＳ）及び引張強度（ＵＴＳ）は実施例４と実施例７と実施例９の試験片の降伏強度（ＹＳ）及び引張強度（ＵＴＳ）と比較して低い。本発明に係るオーステナイト鋼合金は、常温の２５℃だけでなく、高温の３００℃及び５００℃でも高強度を保つことができる。そのため、熱間工具の製造に利用されることができる。   As shown in Table 3, with respect to the test pieces of Examples 4, 7, and 9, the yield strength (YS) at 300 ° C. was 970 MPa to 1030 MPa, and the tensile strength (UTS) at 300 ° C. ) Is 1022 MPa to 1070 MPa, the yield strength at 500 ° C. (YS) is 650 MPa to 700 MPa, the tensile strength at 500 ° C. (UTS) is 719 MPa to 786 MPa, and the yield strength at 700 ° C. (YS) is 410 MPa to 420 MPa, and the tensile strength (UTS) at 700 ° C. is 440 MPa to 449 MPa. The elongation (El) at room temperature (ie, 25 ° C.) of the test piece of Comparative Example 3 is excellent, but the yield strength (YS) and tensile strength at room temperature and high temperature (ie, 300 ° C., 500 ° C.). (UTS) is lower than the yield strength (YS) and tensile strength (UTS) of the test pieces of Example 4, Example 7, and Example 9. The austenitic steel alloy according to the present invention can maintain high strength not only at room temperature of 25 ° C but also at high temperatures of 300 ° C and 500 ° C. Therefore, it can be used for manufacturing a hot tool.

総括すると、１ｗｔ％の炭素を含んでいる従来のＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ系のオーステナイト鋼には、含有量が比較的に低いモリブデン、タングステンなどの強力な炭化物生成元素が添加されると、該オーステナイト鋼の延性を向上させることができる。しかし、該オーステナイト鋼の強度は、著しく向上させることができない。一方、このようなＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ系のオーステナイト鋼は、強力な炭化物生成元素が添加されることによって強度を向上させることができるが、延性を維持することが困難である。米国特許第ＵＳ９５２８１７７号に記載されるように、例えばクロム、チタン、マンガンなどの強力な炭化物生成元素は、該Ｆｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ合金に添加しても、オーステナイトマトリックス相に高密度のκ’炭化物が形成されることに関する著しい効果を得ることができないので、該Ｆｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ合金への炭化物生成元素の添加は勧められない。   In summary, conventional Fe-Mn-Al-C austenitic steels containing 1 wt% carbon, when added with relatively low contents of strong carbide-forming elements such as molybdenum and tungsten, The ductility of the austenitic steel can be improved. However, the strength of the austenitic steel cannot be significantly improved. On the other hand, such an Fe-Mn-Al-C austenitic steel can improve strength by adding a strong carbide-forming element, but it is difficult to maintain ductility. As described in U.S. Pat. No. 5,958,177, strong carbide-forming elements such as chromium, titanium, manganese, etc., can be added to the Fe--Mn--Al--C alloy to increase the density of kappa in the austenitic matrix phase. 'The addition of carbide-forming elements to the Fe-Mn-Al-C alloy is not recommended, as no significant effect on the formation of carbides can be obtained.

本発明に係るオーステナイト鋼合金は、６ｗｔ％以下のモリブデンと、１．２ｗｔ％〜１．６ｗｔ％の炭素とを含む。したがって、本発明に係るオーステナイト鋼合金の製造方法により製造されるオーステナイト鋼合金は、常温でも高温でも高強度及び高延性を得ることができる。   The austenitic steel alloy according to the present invention contains 6 wt% or less of molybdenum and 1.2 wt% to 1.6 wt% of carbon. Therefore, the austenitic steel alloy produced by the method for producing an austenitic steel alloy according to the present invention can obtain high strength and high ductility both at room temperature and at high temperature.

上記においては、本発明の全体的な理解を促すべく、多くの具体的な詳細が示された。しかしながら、当業者であれば、一またはそれ以上の他の実施形態が具体的な詳細を示さなくとも実施され得ることが明らかである。   In the above, numerous specific details have been set forth, in order to facilitate an overall understanding of the invention. However, it will be apparent to one skilled in the art that one or more other embodiments may be practiced without the specific details.

以上、本発明の好ましい実施形態及び変化例を説明したが、本発明はこれらに限定されるものではなく、最も広い解釈の精神および範囲内に含まれる様々な構成として、全ての修飾および均等な構成を包含するものとする。   As described above, the preferred embodiments and the modified examples of the present invention have been described, but the present invention is not limited to these, and all modifications and equivalents are included in various configurations included in the spirit and scope of the broadest interpretation. Configuration.

本発明に係るオーステナイト鋼合金は、６ｗｔ％以下のモリブデンが添加されていることによって、常温で優れた機械的特性及び延性の両立を可能として、且つ高温でも良い機械的特性を保つことができる。   The austenitic steel alloy according to the present invention, by adding 6 wt% or less of molybdenum, can achieve both excellent mechanical properties and ductility at room temperature, and can maintain good mechanical properties even at high temperatures.

よって、本発明に係るオーステナイト鋼合金の製造方法により製造されるオーステナイト鋼合金は、一般的な鋼材として利用されるだけでなく、熱間鋼材としても利用されることができる。そのため、産業上の利用可能性がある。   Therefore, the austenitic steel alloy manufactured by the method for manufacturing an austenitic steel alloy according to the present invention can be used not only as a general steel material but also as a hot steel material. Therefore, there is industrial applicability.

（ａ）〜（ｆ） ステップ
(A)-(f) Step

Claims (18)

２５ｗｔ％〜３１ｗｔ％のマンガン（Ｍｎ）と、
７ｗｔ％〜１０ｗｔ％のアルミニウム（Ａｌ）と、
１．２ｗｔ％〜１．６ｗｔ％の炭素（Ｃ）と、
６ｗｔ％以下のモリブデン（Ｍｏ）と、
バランス量の鉄（Ｆｅ）と、
を含むことを特徴とするオーステナイト鋼合金。 25 wt% to 31 wt% of manganese (Mn);
7 wt% to 10 wt% aluminum (Al);
1.2 wt% to 1.6 wt% carbon (C);
Molybdenum (Mo) of 6 wt% or less;
Balance amount of iron (Fe),
An austenitic steel alloy comprising: マンガン（Ｍｎ）の含有量が２６ｗｔ％〜３０ｗｔ％にあり、アルミニウム（Ａｌ）の含有量が８ｗｔ％〜１０ｗｔ％にあることを特徴とする請求項１に記載のオーステナイト鋼合金。   The austenitic steel alloy according to claim 1, wherein the content of manganese (Mn) is in a range of 26 wt% to 30 wt%, and the content of aluminum (Al) is in a range of 8 wt% to 10 wt%. マンガン（Ｍｎ）の含有量が２７ｗｔ％〜２９ｗｔ％にあり、モリブデン（Ｍｏ）の含有量が２ｗｔ％〜６ｗｔ％にあることを特徴とする請求項２に記載のオーステナイト鋼合金。   The austenitic steel alloy according to claim 2, wherein the content of manganese (Mn) is between 27 wt% and 29 wt%, and the content of molybdenum (Mo) is between 2 wt% and 6 wt%. アルミニウム（Ａｌ）の含有量が８ｗｔ％〜９ｗｔ％にあることを特徴とする請求項３に記載のオーステナイト鋼合金。   The austenitic steel alloy according to claim 3, wherein the content of aluminum (Al) is in the range of 8 wt% to 9 wt%. 炭素（Ｃ）の含有量が１．４ｗｔ％〜１．６ｗｔ％にあることを特徴とする請求項１に記載のオーステナイト鋼合金。   The austenitic steel alloy according to claim 1, wherein the content of carbon (C) is in a range of 1.4 wt% to 1.6 wt%. モリブデン（Ｍｏ）の含有量が２ｗｔ％〜６ｗｔ％にあることを特徴とする請求項１に記載のオーステナイト鋼合金。   The austenitic steel alloy according to claim 1, wherein the content of molybdenum (Mo) is in the range of 2 wt% to 6 wt%. ６ｗｔ％以下のクロム（Ｃｒ）を更に含むことを特徴とする請求項１に記載のオーステナイト鋼合金。   The austenitic steel alloy according to claim 1, further comprising 6 wt% or less of chromium (Cr). ５ｗｔ％以下のコバルト（Ｃｏ）を更に含むことを特徴とする請求項１に記載のオーステナイト鋼合金。   The austenitic steel alloy according to claim 1, further comprising 5 wt% or less of cobalt (Co). マンガン（Ｍｎ）と、アルミニウム（Ａｌ）と、炭素（Ｃ）と、モリブデン（Ｍｏ）と、鉄（Ｆｅ）と、を共に溶融して、２５ｗｔ％〜３１ｗｔ％のマンガン（Ｍｎ）と、７ｗｔ％〜１０ｗｔ％のアルミニウム（Ａｌ）と、１．２ｗｔ％〜１．６ｗｔ％の炭素（Ｃ）と、６ｗｔ％以下のモリブデン（Ｍｏ）と、バランス量の鉄（Ｆｅ）とを含む溶鋼合金を得るステップ（ａ）と、
前記溶鋼合金を鋳造して鋳片を得るステップ（ｂ）と、
前記鋳片を９５０℃〜１１００℃の温度で熱間加工するステップ（ｃ）と、
前記ステップ（ｃ）で熱間加工された合金を第１の水焼入れで加工するステップ（ｄ）と、
前記ステップ（ｄ）で水焼入れを受けた合金を４８０℃〜６００℃の温度において放置し、時効処理をするステップ（ｅ）と、
を含むことを特徴とするオーステナイト鋼合金の製造方法。 Manganese (Mn), aluminum (Al), carbon (C), molybdenum (Mo), and iron (Fe) are melted together, and manganese (Mn) of 25 wt% to 31 wt% and 7 wt% A molten steel alloy containing 10 wt% to 10 wt% of aluminum (Al), 1.2 wt% to 1.6 wt% of carbon (C), 6 wt% or less of molybdenum (Mo), and a balance amount of iron (Fe). Step (a);
(B) casting the molten steel alloy to obtain a slab;
(C) hot working the slab at a temperature of 950 ° C to 1100 ° C;
(D) processing the alloy hot-worked in the step (c) by first water quenching;
(E) leaving the alloy subjected to water quenching in the step (d) at a temperature of 480 ° C. to 600 ° C. to perform aging treatment;
A method for producing an austenitic steel alloy, comprising: 前記時効処理は、４８０℃〜５００℃の温度において５時間〜１２時間放置することで行うことを特徴とする請求項９に記載のオーステナイト鋼合金の製造方法。   The method for producing an austenitic steel alloy according to claim 9, wherein the aging treatment is performed by leaving the aging treatment at a temperature of 480C to 500C for 5 hours to 12 hours. 前記時効処理は、５００℃〜６００℃の温度において１時間〜４時間放置することで行うことを特徴とする請求項９に記載のオーステナイト鋼合金の製造方法。   The method for producing an austenitic steel alloy according to claim 9, wherein the aging treatment is performed by leaving the aging treatment at a temperature of 500C to 600C for 1 hour to 4 hours. 前記ステップ（ｅ）で時効処理を受けた合金を第２の水焼入れで加工するステップ（ｆ）を更に含むことを特徴とする請求項９に記載のオーステナイト鋼合金の製造方法。   The method for producing an austenitic steel alloy according to claim 9, further comprising a step (f) of processing the alloy subjected to the aging treatment in the step (e) by a second water quenching. 前記ステップ（ｃ）の熱間加工において、該ステップ（ｃ）で熱間加工された合金の厚さを、前記ステップ（ｂ）で得た鋳片の厚さの２５％以下とすることを特徴とする請求項９に記載のオーステナイト鋼合金の製造方法。   In the hot working in the step (c), the thickness of the alloy hot worked in the step (c) is not more than 25% of the thickness of the slab obtained in the step (b). The method for producing an austenitic steel alloy according to claim 9. 請求項９に記載のオーステナイト鋼合金の製造方法により製造されたオーステナイト鋼合金であって、
結晶相が完全オーステナイト相になっていて、且つ、
２５℃での降伏強度が１２００ＭＰａ〜１４００ＭＰａであり、
２５℃での硬度が４５〜５５のロックウェルＣであり、
２５℃での引張強度が１２００ＭＰａ〜１５００ＭＰａであり、
２５℃での伸長率が２０％〜４０％である、
ことを特徴とするオーステナイト鋼合金。 An austenitic steel alloy produced by the method for producing an austenitic steel alloy according to claim 9,
The crystal phase is a perfect austenite phase, and
The yield strength at 25 ° C. is 1200 MPa to 1400 MPa,
Rockwell C having a hardness at 25 ° C. of 45 to 55,
The tensile strength at 25 ° C. is 1200 MPa to 1500 MPa,
Elongation at 25 ° C. of 20% to 40%,
An austenitic steel alloy, characterized in that: ３００℃での引張強度が１０００ＭＰａ以上にあることを特徴とする請求項１４に記載のオーステナイト鋼合金。   The austenitic steel alloy according to claim 14, wherein the tensile strength at 300 ° C is 1000 MPa or more. ３００℃での降伏強度が９７０ＭＰａ以上にあることを特徴とする請求項１４に記載のオーステナイト鋼合金。   The austenitic steel alloy according to claim 14, wherein the yield strength at 300 ° C is 970 MPa or more. ５００℃での降伏強度６５０ＭＰａ以上にあり、５００℃での引張強度が７００ＭＰａ以上にあることを特徴とする請求項１４に記載のオーステナイト鋼合金。   The austenitic steel alloy according to claim 14, wherein the yield strength at 500 ° C is 650 MPa or more, and the tensile strength at 500 ° C is 700 MPa or more. ７００℃での降伏強度が４１０ＭＰａ〜４２０ＭＰａであり、７００℃での引張強度が４４０ＭＰａ〜４４９ＭＰａであることを特徴とする請求項１４に記載のオーステナイト鋼合金。   The austenitic steel alloy according to claim 14, wherein the yield strength at 700 ° C is 410 MPa to 420 MPa, and the tensile strength at 700 ° C is 440 MPa to 449 MPa.
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